Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Состояние проблемы 7
1.1. Текстуры сплавов титана 8
1.2. Анизотропия физико-механических свойств сплавов титана 18
1.3. Механизм деформации моно- и поликристаллов титановых сплавов 23
1.3.1 Механизмы пластической деформации монокристаллов 25
1.3.2. Пластическая деформация поликристаллов 37
1.3.3. Особенности деформационною поведения титановых сплавов со сверхмелким зерном. Сверхиластичность 40
1.4. Заключение но литературному обзору 44
Глава 2. Материалы и методы исследования 46
Глава 3. Разработка количественных методов анализа фазовою состава и структуры титановых сплавов 57
3.1. Количественный фазовый анализ текстурированных титановых сплавов по интенсивности рефлексов 57
3.2. Количественный фазовый анализ на основе измерения параметров решетки 62
3.3. Анизотропия уируї их свойств текстурированных сплавов титана 70
Глава 4. Исследование формирования фазового состава и текстуры промышленных сплавов титана при различных видах технолої ическої о воздействия 79
4.1. Формирование текстуры при холодной и горячей деформации сс-сплавов титана 79
4.1.1 Текстуры прямой и перекрестной прокатки сплава ПТЗВкт 79
4.1.2 Распределение текстуры по сечению при холодной и юрячей 81 прокатке сс-сплавов титана
4.1.3. Текстуры прессованных прутков сплава ВТ1-0 84
4.2. Распределение текстуры по сечению листов (сс+ Р) сплава ВТ23 86
Глава 5 Анализ влияния химического состава и текстуры на анизогронию механических свойств и конструкционную прочность изделий из промышленных сплавов 103
5.1. Листовая штамповка сплавов ПГЗВ и ПТЗВкт 103
5.2. Влияние особенностей механизма деформации а-сплавов титана на анизотропию их прочностных свойств 107
5.3 Исследование фазового состава, остаточных напряжений и текстуры сварного соединения из сплава ВТ20 112
Выводы по работе 122
Список литературы 124
- Анизотропия физико-механических свойств сплавов титана
- Количественный фазовый анализ на основе измерения параметров решетки
- Распределение текстуры по сечению листов (сс+ Р) сплава ВТ23
- Влияние особенностей механизма деформации а-сплавов титана на анизотропию их прочностных свойств
Введение к работе
Актуальность работы. Проіресс современной техники в значительной степени определяемся эффективностью использования новьіх и традиционных материалов, а также обеспечением надежных методов оценки и контроля прочности и долговечности критических элементов конструкций из этих материалов. Традиционные методы оценки кратковременной и длиіельной прочности основаны на результатах исньнания образцов в условиях, имитирующих реальные условия работы конструкции но таким параметрам, как напряженное состояние, температура, ударное, статическое или знакопеременное нагружение. Однако для таких материалов, как текстурированные сплавы на основе титана исньнания образцов не могут і арантировать безопасные условия работы конструкции в силу следующих причин.
Для а- и (а+Р)- сплавов титана показано, что кристаллографическая анизотропия является ответственной как за повышение (до 30%), так и за снижение (до 20%) конструкционной прочности сферических сосудов внутреннего давления топливных систем космических аппаратов по сравнению с прочностью одноосных образцов - так называемый эффект текстурного упрочнения и разупрочнения. Особенно серьезной проблемой является текстурное разупрочнение, так как в этом случае расчетный уровень свойств, гарантированный испытаниями одноосных образцов, не реализуется в конструкции. Кроме того, кристаллографическая анизотропия приводит к несовместности деформации зерен разных ориентировок и поэтому оказывает существенное влияние на механические свойства и технолої ичность сплавов титана даже в бестекстурном состоянии.
В этой связи исследования влияния химическою состава и структуры и на анизотропию механических свойств а- и (а+(і)- сплавов титана представляются актуальными.
Цель работы: На основе исследования формирования фазовою состава и структуры а- и (а+Р)- сплавов титана выявить количественные корреляции химического и фазовою состава и текстуры с анизотропией механических свойств промышленных полуфабрикатов и изделий из этих сплавов.
Для достижения постановленной цели необходимо решить следующие задачи:
1. Разработать эффективные методы количественною фазовою анализа и расчета анизотропии упругих и прочностных свойств текстурированных сплавов титана
2. Исследовать формирование фазовою состава и текстуры в промышленных полуфабрикатах сплавов титана при прокатке, экструзии и листовой штамповке.
3. Изучиїь неоднородность текстуры и фазового состава по толщине листов а- и (а+(5)- сплавов титана.
4. І Іроапализировать влияние химического состава и текст) ры сплавов титана на анизотропию прочностных свойств и конструкционную прочность изделий из сплавов титана.
5. Исследовать формирование фазового состава, текстуры и остаточных напряжений в сварном соединении из сплава ВТ20 и разработать расчетный метод оценки конструктивного усиления зоны сварною шва с учетом текстуры.
Научная новизна работы:
1. Для текстурированных полуфабрикатов из двухфазных титановых сплавов разработан метод количественного фазовою анализа, основанный на измерении интенсивности рефлексов аир фаз и учете вклада текстуры с помощью вычисления теоретических значений интенсивностей каждою рефлекса обеих фаз.
2. Для текстурированных двухфазных сплавов с незначительным содержанием одной из фаз (псевдо-а и псевдо-р сплавы) разработан метод количественною фазовою анализа, основанный на измерении параметров решетки обеих фаз с использованием известных зависимостей величины параметров решетки от химического состава для каждой из фаз.
3. Развиты количественные методы оценки анизотропии упруїих и прочностных свойств двухфазных сплавов с использованием параметров анизотропии монокристаллов, результатов экспериментальною определения текстуры и количественною фазовою анализа.
4. Установлено, что для сплавов системы Ti-Al-V снижение содержания ванадия в сплаве НГЗВкт по сравнению с ПТЗВ с 2 до 1,6 мас.% и алюминия с 4.2 до 3,4 мас.% приводит к повышению эффекта текстурною упрочнения при аналогичной текстуре ог 16 до 38%, что связано со снижением критических напряжений сдвига для {1012} двойникования и повышением этих напряжений для базисного скольжения.
Практическая значимость работы.
1. Развитые в работе меюды количественного фазовою анализа могут быть использованы для эксирессною определения фазового состава в заводских и исследовательских лабораториях.
2. Разработан меюд оценки параметров анизотропии для полуфабрикатов титановых сплавов с различным типом текстуры, который может быть использован для оптимизации химическою состава сплава с учетом условий нагружения конструкции.
3. Разработанный метод расчета анизотропии упруїих свойств для двухфазных сплавов на основании количественных исследований текстуры и фазовою состава, позволяет оценить модуль Юнга в направлении нормали к листу и может быть использован при разработке технологии получения слоистых композитов.
Анизотропия физико-механических свойств сплавов титана
Анизотропия модулей упруюсти в текстурированном титане и сплавах на сю основе обусловлена их ориентационной зависимостью в монокристаллах титана. Существует следующий способ вычисления анизотропии Е в листовых материалах из текстурных данных. Для вычисления анизотропии Е в сплавах Ті - 6А1 - 4V и Ті - 5А1 - 2,5Sn можно использовать упругие константы для чистою титана. Анизотропия оог и коэффициента Пуассона в пластической области обусловлена высоким сопротивлением деформации вдоль оси с ГП решетки. В таблице 1.1 приведены данные по анизотропии Ей сто2 сплавов титана.
Максимальные значения Е и OQJ наблюдаются в направлениях с высокой плотностью полюсов базиса. По изменению коэффициентов Пуассона в пластической области определили, что листы u-сплавов титана обладают максимальным сопротивлением утонению в направлении толщины. С повышением количества р-стабилизаторов в (а+Р)-сплавах сопротивление утонению уменьшается, и р-сплавы титана практически изотропны. Из чали анизотропию механических свойств титана
Одной из проблем расчета анизотропии уируїих свойств двухфазных титановых сплавов являлось отсутствие сведений о монокристальных константах для (і-титана. В работах [39-43] развит метод расчета этих констант с помощью решения обратной задачи определения констант унруюсти монокристаллов на основе данных об упруюй анизотропии текстурированного поликристалла, количественном представлении текстуры с помощью функций распределения по ориентировкам (ФРО) и количественном фазовом анализе.
Анизотропию ударной вязкости и вязкости разрушения исследовали в [44-47]. При изучении влияние текстуры на работу разрушения образцов Шарпи из 12,7 - 25,4 мм листов титана и сплавов Ті - 6А1 - 4V, І і - 4А1 - 4V, Ті - 4А1 - 4Мп, Ті - 8Mn наибольшая анизотропия А„ найдена в сплаве Ті - 4А1 - 4V. Минимальная работа разрушения наблюдается в образцах, в которых ось z располагается параллельно оси с или в направлении распространения разрушения RW, WR и WT. Максимальную работу разрушения показал образец, в котором направления оси «с» лежат в плоскости базиса RT. Более высокая вязкость образца W Г но сравнению с RW и WR, вероятно, обусловлена эффектом волокнистости. При изучении анизотропии ударной вязкости листов сплава 1 і - А1 - Мп и 1 і - А1 - Mo с текстурой, характериз ющейся отклонением полюсов базиса в поперечном направлении установлено, что величина аГ) образцов, вырезанных в поперечном направлении, выше, чем у долевых образцов. Исследования анизотропии показателей ударной вязкости отечественных сплавов титана приведены в [46] и вязкости разрушения в [47].
Разрушение сколом происходит в основном в а-сплавах титана при коррозии под напряжениями, охруичивании в среде жидких металлов, замедленном разрушении и коррозионной усталости. Скол происходит обычно по плоскостям с большими индексами / типа {1017}, {1018}, составляющих 15 с плоскостью базиса. Теоретический анализ предсказывает в титане скол по плоскости (0001). Скол но этой плоскости происходит в (и+р)-сплавах титана при разрушении в соленой воде, спиртах, щелочных растворах и на сухом воздухе. Этим можно объяснить понижение величины Kiscc в поперечных образцах, вырезанных из листов сплава Ті -6А1 - 4V, в которых плоскость базиса расположена перпендикулярно поперечному направлению.
Для установления соотношения между усталостной долговечностью сплава Ті - 6А1 -4V и кристаллографической ориентировкой из плит сплава вырезали образцы, параллельные осям а и с, т. е. ориентированные соответственно для двойникования и скольжения [44]. Образцы, ориентированные для двойникования, имели меньшую долювечность при высоких напряжениях и большую - при низких по сравнению с образцами, ориентированными для скольжения. В таблице 1.2 приведены механические свойства полосы сечением 57 х 235 мм.
Как видно из таблицы, предел усталости выше в направлениях, параллельных плоскости базиса, блаюнриятно ориентированных для призматического скольжения. Различия в свойствах между направлениями L и ST связаны с проявлением эффекта волокнистости. При анализе ориентационной зависимости скорости роста усталостных трещин с точки зрения выполнения условий плоской деформации при расиростраиснии этой ірсіциньї установили, что образцы, ориентация которых блаї оприятствуст плоской деформации, имеют более высокую скорость распространения трещин по сравнению с образцами, ориентации которых не удовлетворяют условиям плоской деформации.
Количественный фазовый анализ на основе измерения параметров решетки
Количественный фазовый анализ можно осуществлять на основании измерения параметров решеїки а- и Р-твердого раствора. Такая возможность основана на том, что легирующие элементы, по разному влияют на параметры решетки а- и р-фаз [113], рис. 3.2, и зная коэффициент распределения этих легирующих по обеим фазам, можно досіаючно точно оценить соотношение фаз. В частности для Р-фазы элементы, стабилизирующие р-фазу, понижаю і величину параметра решетки. Поэтому при увеличении количества Р-фазы в сплаве, когда концентрация р-стабилизаторов в ней уменьшается, парамегр peine і ки соответственно увеличивается. В табл. 3.3. приведены рассчитанные на один атомный процент коэффициенты изменения параметров решегки а- и р-фаз для различных леїирующих элементов.
Уравнение (3.5) основано на двух допущениях. Вклад каждого компонента (X) в парамеїр решетки многокомпонентной системы соответствует изменению параметра решетки в двойной системе П-Х, т.е. выполняется правило аддитивности. Во-вторых, принято, что величина парамеїра решетки от состава изменяется линейно, т.е. подчиняется закону Веіарда. Известно, что закон Всгарда не выполняется ни для одной металлической системы во всем интервале концентраций, тем не менее, из приведенных в табл. 3.2 элементов юлько зависимость парамеїра «с» сс-фазы для А1 дает существенные отличия от линейной и в этом случае необходимо использовать различные значения 5сыА для разных интервалов содержания этого элемента. Используя очевидные равенства:
Рассмотрим предложенный подход для различных двухфазных сплавов, таких как В Г20, ВТ6, ВТ23 и VST5553.
Исследование проведено на двух листовых полуфабрикатах сплава толщиной 1,25 и 1,5 мм. Химический состав полуфабрикатов приведен в табл. 3.4. Иа рис. 3.3 приведены зависимости параметров решетки обеих фаз от количества р-фазы для двух листовых полуфабрикатов, отличающихся сосіавом. При этом коэффициент распределения (кр„) принят равным 50 для Мо и V, равным 0,1 для А1 и 1 для Zr на основании сопоставления составов, сплавов, полученных двумя меюдами, а именно из отношений интенсивностей рефлексов обеих фаз по уравнению (3.2) и параметров решетки. На рис. 3.4 представлены зависимости параметра решетки Р-фазы от ее количества для сплава ВТ6, для двух крайних значений легирующих элементов, соответствующих паспортному составу этого сплава, системы Ti-Al-V для значений коэффициентов распределения ванадия и алюминия 10 и 0,1 соответственно. Эти значения коэффициентов распределения получены также как и для сплава ВТ20 путем сопоставления расчетных значений фазовою состава, полученных из отношений интенсивностей рефлексов (3.2) и параметров решетки (3.5). На рис. 3.5 приведена зависимость параметра решетки Р-фазы от ее количества для сплава ВТ23. Значения коэффициентов распределения, рассчитанные на основании количественною соотношения фаз, полученного из интенсивностей рефлексов но уравнению (3.2) для всех леїирующих элеменюв сплава приведены там же. На рис. 3.6 приведены зависимости параметра решетки Р-фазы от ее количества для сплава VST5553 для разных значений коэффициента распределения. Из этого рисунка видно, что величина коэффициента распределения сильно влияет на абсолютные значения соотношения фаз. Это с одной стороны требует достаточно точною определения эшх коэффициентов для обеспечения количественного анализа. С друюй стороны это обстоятельство дает возможность оценивать величину коэффициента распределения на основании измерений параметров решетки сплава и оценки соотношения фаз по интенсивности рефлексов. В этом сл чае для тою, чтобы избежать необходимости введения поправок на текстуру исследование необходимо осуществлять на порошковых образцах.
Распределение текстуры по сечению листов (сс+ Р) сплава ВТ23
Выраженные компоненты {1230}и {1120} прутков, экструдированных при 600С, очевидно связаны преобладанием текстур сдвигового типа при оіносигельно низких температурах экструдирования. Менее выраженная призма і ическая текстура и преобладание компонента {1010} в нруїках, эксгрудированных при 850С, обусловлено оісутсівием сдвиговой текстуры и наличием компонент текстуры превращения Р »а, что естественно для деформации вблизи температуры фазовою превращения и с учетом разогрева металла при экструдировании. Последнее приводит к ослаблению текстуры из-за мноювариангности превращения и к усилению компонента {1010}, который является одним из компонентов текстуры превращения р-фазы с ориентировкой {110} - основной компонент текстуры экструдирования ОЦК Р-фазы. представлены прямые полюсные фигуры для Р- и а-фаз листа сплава ВТ23 толщиной 0,8 мм в состоянии поставки. Текстура Р-фазы состоит из трех компонентов {001} 110 , {111} 112 и {112} 110 , когорые относятся к основным компонентам текстуры прокатки ОЦК металлов. Основным комионеггтом текстуры а-фазы является призматическая текстура {1120} 1010 с расположением оси «с» в поперечном направлении.
Анализ тексіур листов сплава В123 показываем что іексгурообразование в этом сплаве во мноіом оиределяеіся процессами фазовою превращения и неоднородностью напряженно-деформированною состояния по сечению полуфабриката. В этой связи необходимо проанализировать формирования тексіур превращения и влияние на них тензора деформации.
Задача анализа текстурообразования при прокатке двухфазных титановых сплавов в области температур , іде деформация осуществляется преимущественно за счет Р-фазы сводится к поиску ориентировок а-фазы, которые образуются из ориентации Р-фазы с помощью фазовою превращения в соогвеїствии с ориентационными соотношениями Бюріерса. При этом подразумевается, что при прокатке в области существования Р-фазы формируются типичные текстуры прокатки ОЦК металлов, и превращение происходит под наїрузкой, чю требует учета влияния напряжений на реализацию тех или иных вариантов превращения Р- а.
При прокатке ОЦК Р-фазы П формируются следующие компоненты тексіурьі: (001) [ПО], (112) [Ї10], (111) [112]. Каждый из которых при превращении в а-фазу дает несколько вариантов текстуры а-фазы. Однако все эти варианты характеризуются различной деформацией решетки и, поэтому будут реализовываться только те из них, которые в наибольшей степени соответствуют деформации листа при прокатке. При прокатке широких листов осуществляется схема деформации, близкая к плоской, со сжатием по нормали к плоскости листа (cz 0) и удлинением в направлении прокатки (сх 0), при этом уширение листа незначительно (0 Cj«cx). Для оценки соответствия «внутренних» деформаций материала по отношению к «внешней» деформации листа необходимо определить деформацию решетки в кристаллографической системе координат (V, у\ z ), а затем перейти в лабораторную систему координат (х, у, z), связанную с листом. Фазовое превращение Р —» и характеризуется выполнением ориентационных соотношений Бюріерса для ОЦК решетки р-фазы и ГП решетки а-фазы:
Плоскостыо габит са превращения является плоскость (110) (}-фазы, коюрая в результате превращения образует плоскость (0001) ПІ решетки. Для преобразования ОЦК решеїки в ПІ решеїку необходимо произвести линейные деформации, а также сдвиг для тою, чтобы углы между плотноуиакованными направлениями, которые составляют 108 в ОЦК решетке, стали равными 120. Кроме однородной деформации ОЦК решетки (линейная деформация + сдвиі) необходима также «перегасовка» атомов для воспроизведения мотива ГП решетки из ОЦК решетки.
Для перехода ОЦК 3-фазы в ГП а-фазу необходимо сжатие решеїки но оси [001] на 11%, растяжение на 1% в направлении оси [110] и растяжение на 10% в направлении [110]. Оси лабораторной системы координат соответствуют д: = Ш1,у = ПН, z = НН. Для определения главных компонентов тензора деформации в лабораторной системе координат необходимо преобразовать комионешы тензора деформации в кристаллоірафической системе координат с помощью известных соотношений для поворота системы координат: где: Zhi - компонента тензора в «старой» системе, s ,; - компонента тензора в «новой» системе, с,/, и Cji - косинусы углов, которые составляют «новые» и «старые» координаты.
Компонент текстуры (ООП [1101. Из этого текстурною компонента образуются 6 компонентов текстуры (х-фазы, соответствующие 6 вариантам превращения, рис. 4.8. Тем не менее, из 6 вариантов превращения только один -вариант 1, соответств ет деформации при прокатке листов. Для варианта 2 деформации листа соотвеїствует только сжатие в НН. Для реализации этого варианта необходимо растяжение в ПН (10%) и незначительное удлинение в НИ (1%), что невозможно осуществить при прокатке. Для реализации остальных вариантов ТП, рис. 4.8, необходимо растяжение в НН, что полностью противоречит геометрическим условиям прокатки.
Влияние особенностей механизма деформации а-сплавов титана на анизотропию их прочностных свойств
Анализ результатов испытания шаровых баллонов внутреннего давления, изготовленных из сварных полусфер из сплавов ПТЗВкт и ПГЗВ, полученных листовой штамповкой (рис. 5.1), выполненных на РКК «Энергия», показал, что разрушение происходит в зоне основного металла, причем в области максимального изменения базисной текстуры исходного листа. Конструкционная прочность баллонов превышает прочность образцов-свидетелей при комнатой температуре на 38 и 16% соответсівенно (рис. 5.2) [121]. Этим значениям соответствуют значения коэффициентов Ланкфорда R=2,8 и R=l,7 соответственно для сплавов II ГЗВкт и ПТЗВ.
Эти результаты являются необычными с нескольких точек зрения. Во-первых, эффект текстурною упрочнения для сплава IIГЗВкт той же системы леїирования, что и ПГЗВ и с аналоїичной текстурой показал значительно больший эффекпекстурнот упрочнения. Во-вторых, текстура зоны разрушения исходной штамповки сплавов характеризуется текстурой базисного типа, но имеющую низкую интенсивность - полюсная плотность базиса ниже единицы, а близких к базису ориентировок менее двух. Для титановых сплавов друїих систем леїирования, имеющих аналогичную текстуру, эффект текстурною упрочнения не превышает 10-15%, т.е ниже, чем для сплава ПТЗВ и тем более для II ГЗВкт.
Ранее было показано, что сплавы этой системы отличаются леї костью {1012} двойникования и высокими значениями тКШС для базисного и с+а скольжения [92, 93]. Расчеты ориентационных факторов Тейлора (М=1/Ф) для текстурированого материала показали, что полученные при испытании шаровых баллонов отношения прочности конструкции к прочности образца соответствуют следующим значениям отношений тмшс для базисною скольжения (тба1), с+а скольжения (т с,а ), {1012} двойникования (Т{юі2}) к тКШ1С для призматического скольжения (т(ф(Ш): 1,7; 2,8; 1,9; для ПГЗВ и 2,0; 2,8; 1,3 для ПТЗВкт. Результаты расчетов представлены на рис. 5.3 в виде зависимостей от уїла с осью «с» факторов Гейлора (М) для сплавов ПГЗВ и ПГЗВкт. Эти результаты показывают, что прочность этих сплавов на сжатие выше, чем на растяжение. Этот эффект особенно выражен для сплава ПТЗВкт, для которого предел текучести на сжатие для бесіекстурною материала на -30% выше, чем на растяжение.
Поэтому сплав IIГЗВкт является наиболее эффективным для использовании в качестве материала для сосудов внутреннего давления, разрушение которых осуществляется утонением стенки. Для сосудов внешнею давления (батискафы, подводные корабли) сплав ПТЗВ является более предпочтиісльньїм. Друїим важным результаюм является тот факт, что в сплаве ПТЗВІСІ сопротивление деформации при растяжении вдоль осей «с» и «а» практически не отличается, что связано с легкостью {1012} двойникования (рис. 5.4) и является уникальной особенностью этого сплава. Это в сочегании с высоким коэффициентом Ланкфорда приводит к высокой технологичности этою сплава при обработке давлением, в том числе и при листовой ипамповке. Именно из этого сплава удалось получить крупногабаритные топливные баки для космического комплекса «Буран-Dnepi ия». Из сплава близкого состава изюіавливают подавляющее большинство титановых труб.
Для сравнения со сплавами системы Ti-Al-V относительные значения тКШС рассчитаны для а-сплава ВТ5-1кт. Использованы результаты испытания шаровых баллонов, полученных из объемно штампованных полусфер с текстурой базисного и призматическою типа, для которых результаты испытания шаробаллонов внутреннею давления показали отношение конструкционной прочносш к прочности образцов 1,04 и 0,89 соответственно. Получены следующие значенияя отношений тКШ1С для базисною скольжения (тба)) с+а скольжения (т с,а ), {1012} двойникования (Т(юі2}) к тмшс для призматическою скольжения (т„р,„м): 1,6; 2,8;2,5.
Поскольку текстуры сплавов имеют небольшие различия удобнее всего сопоставлять характеристики анизотропии для бестекстурною материала из этих сплавов, табл. 5.1. Наибольший интерес вызывает величина коэффициента Ланкфорда для сплава ШЗВкт, равная 2,6 для бесіексіурноіо материала. Для того, чтобы получить такое значение R в малоуглеродистых сіалях для ілубокой вьпяжки за счет интенсивной текстуры {111} UV\\ потребовалось несколько десятков леї усилий технологов и исследователей.
Исследовали микроструктуру, распределение микротвердости, параметры решетки, остаточные напряжения и текстуру в сварной консгрукции в виде обечайки, состоящей из двух коаксиальных компонентов, вставленных один в друїой и соединенных круговым сварным швом [122]. Внуїренний компонент получили соединением секторов из листа сплава ВТ20 толщиной 1,5 мм с помощью продольных сварных швов, а внешний из листа того же сплава толщиной 1,25 мм. Формообразование листовых заіотовок для секторов обечайки осуществляли изотермической іибкой при температуре 900С, 5 мин, при эюм необходимую форму секторов получали изіибом относительно оси обечайки с односторонней отбортовкой под кругов) ю сварку, направленную к оси обечайки для внешнею (1,25 мм) компонента. После продольной сварки секгоров осуществляли термофиксацию при 700-800С, 2 часа с последующим травлением для удаления іазонасьіщенною слоя в растворе I IP (30%) + HN03 (20%) t- Н20 (50%). Результаты химическою анализа образцов, вырезанных из секторов толщиной 1,5 и 1,25 мм, приведены в гл. 3 (табл. 3.4.). Результаты металлографического исследования приведены на рис. 5.5. Микроструктура сварною соединения типична для сплава ВТ20.
